杜宝帅 金树生 张忠文 李新梅 步衍江 索帅 李文

摘要：采用金相显微镜、背散射电子衍射系统、显微硬度计、万能材料实验机对350 MW超临界锅炉再热器发生开裂的T91/TP347异种钢焊接接头进行了检测和分析。结果表明，开裂由新型马氏体耐热钢Ⅳ型裂纹所致，开裂区域为异种钢接头T91钢热影响区的部分相变区。异种钢接头在服役过程中承受较高的应力，而部分相变区的微观组织导致其蠕变强度在接头中最低，高温服役过程中裂纹通过蠕变空洞连接方式在部分相变区形成并导致最终的开裂。

关键词：T91/TP347;异种钢接头;开裂;Ⅳ型裂纹

中图分类号：TG457.1      文献标志码：A         文章编号：1001-2003（2021）12-0046-05

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.12.09

0    前言

火电机组的过热器、再热器部件不同区段的运行温度和压力不同，为满足机组运行的安全、高效和经济性要求，这些部件需要大量采用异种钢焊接接头。T91/TP347H为典型的马氏体-奥氏体异种钢接头，在超（超）临界机组中具有广泛的应用[1-2]。该接头由具有良好热强性的细晶马氏体耐热钢T91和具有良好抗氧化性和蠕变强度的TP347H奥氏体不锈钢组成，焊缝金属一般为镍基焊材[3-4]。

由于马氏体-奥氏体异种钢接头母材与焊缝金属的物理冶金性能以及热膨胀系数差异较大，在机组运行过程中易发生碳遷移、界面应力过高、组织劣化等问题，使得焊接接头在高温高压运行工况下易发生早期失效，成为了耐热钢焊接领域关注的热点[5-7]。但是，目前开展的大量异种钢接头试验和模拟计算研究与实际工况相比仍然存在一定差异[8-9]，因此针对实际工况下发生失效的T91/TP347H马氏体-奥氏体异种钢接头开展研究具有重要意义。

某350MW超临界锅炉高温再热器在运行过程中发生泄漏，开裂位置为高温再热器出口管排T91/TP347异种钢焊接接头处，处于顶棚下方50 mm。高温蒸汽压力为4.41 MPa，机组服役时间为7万小时，管子规格φ50.6 mm×4 mm。文中对开裂接头的宏观形貌、显微组织、硬度以及母材的强度和塑性进行了试验检测，分析接头开裂原因并提出处理建议，以期促进该类接头焊接和金属监督技术的发展。

1 试验方法

T91/TP347H异种钢接头采用钨极氩弧焊制备，焊接电流80～100 A，焊接电压10～12 V，背面充氩保护，焊接材料为ERNiCr-3镍基焊丝，焊前预热温度为150 ℃，焊后不进行热处理。沿焊接接头横截面采用线切割取样，试样经砂纸磨制、抛光后采用100 mL H2O+5 g FeCl3+50 mL HCl腐蚀液侵蚀，进行金相观察。焊接接头电子背散射衍射（EBSD）试样经砂纸磨制后采用硅溶胶进行抛光，采用JSM-7800F场发射扫描电镜与牛津NordlysMax3系统进行EBSD分析，利用Channel5软件进行数据处理。

采用Tukon1102型硬度计对焊接接头进行显微硬度测试，测试载荷200 g，保荷时间15 s，测试点间距为0.1 mm。采用WDW-300E万能材料实验机按照《GB/T228.1-2010金属材料室温拉伸试验方法》、《GB/T232-2010金属材料弯曲试验方法》测试T91钢侧母材的拉伸性能和弯曲性能。

2 试验结果与讨论

2.1 宏观形貌

发生开裂的再热器管焊接接头宏观形貌如图1所示。开裂区域位于临近焊缝T91钢侧的焊接热影响区。裂纹沿再热器管环向分布，开裂区域未见明显的涨粗及变形。从焊接接头横截面（见图1b）可以清晰的观察到焊缝及TP347和T91钢两侧的热影响区域，开裂区距离T91钢侧熔合线的距离约为3 mm，裂纹在管壁的中部张口较大。

2.2 显微组织

焊接接头T91钢侧HAZ以及母材的金相组织如图2所示。紧邻熔合线的区域由于焊接过程中经历了较高温度的热循环，发生晶粒长大现象，呈现出较大的原奥氏体晶粒和典型的马氏体板条状结构（见图2a）。图2b为热影响区的细晶区，该区域温度处于Ac3以上，发生相变再结晶后形成晶粒细小的马氏体组织。断口所在位置的原奥氏体晶粒同样较为细小，还可观察到另外一条尺寸较小的裂纹以及蠕变空洞的存在。根据断口处金相组织以及与熔合线之间的距离判断，该区域为T91钢侧的部分相变区（intercritical heat affected zone，ICHAZ），该区域焊接时温度处于Ac1～Ac3之间，部分组织发生相变重结晶，而其余部分为过回火的马氏体。母材为回火马氏体组织，由于材料已经服役7万小时，组织发生一定程度的马氏体板条回复和析出相长大。

异种钢接头T91钢侧不同区域的电子背散射衍射取向成像图如图3所示。可以看出，粗晶区具有典型的马氏体板条束的形貌特征，而细晶区和部分相变区的晶粒明显细化。依据大角度晶界（HAGB，位相差α>15°）进行了晶粒尺寸统计，T91钢侧粗晶区、细晶区、部分相变区、母材的晶粒度分别为7.60 μm、5.87 μm、5.81 μm、6.63 μm。粗晶区的晶粒尺寸最大，而开裂位置所在的部分相变区晶粒尺寸最为细小。

2.3 显微硬度

异种钢接头T91钢侧焊缝及热影响区的显微硬度测试结果如图4所示。可以明显观察到硬度分布不均匀。焊缝平均硬度为262 HV，靠近熔合线的位置下降为185 HV。热影响区粗晶区硬度为260～295 HV，随着粗晶区向细晶区和部分相变区的转变，硬度总体呈现逐渐降低的趋势。开裂区域所处的部分相变区为整个接头中硬度较低的区域，最低值仅为103 HV。T91钢母材的硬度约为221 HV，从显微测试结果可以看出，开裂区所在的部分相变区是整个接头中的软化区域。

2.4 T91钢侧母材的力学性能

采用万能材料试验机对异种钢接头T91钢侧母材进行拉伸性能测试，结果如表1所示。T91钢侧母材的抗拉强度平均值为646.5 MPa，而且两个试样的拉伸测试结果非常接近。对比标准可以发现母材仍然具有较高的抗拉强度。采用180°冷弯试验测试母材的弯曲性能，测试试样表面完好，未见裂纹出现，表明材料具有良好的塑性。

2.5 分析与讨论

根据试验结果可知，裂纹产生于T91/TP347异种钢接头中T91钢侧热影响区。综合宏观形貌、金相组织分析以及EBSD观察结果，可以判断出裂纹产生的区域为部分相变区（Intercritical heat affected zone，ICHAZ），裂纹的类型为新型马氏体耐热钢特有的Ⅳ型裂纹[10]。该区域具有细化的马氏体晶粒组织，其硬度在整个接头中最低，是焊接接头的软化区。T91钢侧母材拉伸和弯曲性能检测的结果表明T91钢侧拉伸强度和塑性满足使用要求，开裂同原始母材的质量及劣化无关。

发生开裂的T91/TP347H异种钢焊接接头位于锅炉顶棚下50 mm位置。该位置拘束度较高，再热器管排由于受热变形不均以及自重影响，在接头位置产生较大的应力。而且该应力还同蒸气压强带来的工作应力、焊接残余应力以及异种钢接头各区域热膨胀系数差异造成的热应力叠加，使得整个异种钢焊接接头处于高应力水平，构成接头开裂的力学因素。

从微观组织角度分析，裂纹的产生同T91钢侧热影响区中不完全相变区在焊接、焊后热处理、高温服役过程中的组织演变相关。Wang等[11-12]的研究结果表明，部分相变区Ⅳ型裂纹的形成同Cr含量差异造成的晶粒之间蠕变强度不均以及M23C6析出相的粗化有关。T91钢在焊接过程中，HAZ中的部分相变区在焊接時经历加热，存在未发生奥氏体相变的区域和奥氏体化后再次发生马氏体转变的混合组织形态，而且存在未完全溶解的M23C6析出相。这些M23C6析出相在随后的热处理过程中发生粗化长大现象，而发生奥氏体化相变的区域则存在过回火现象。在高温服役过程中，蠕变强度较低的回火马氏体晶粒将通过晶界滑移等方式发生变形，在存在M23C6析出相的晶粒交界处产生蠕变空洞。管壁中部的三向应力水平最高，蠕变空洞最先从该处萌生并在随后的过程中连接形成裂纹，裂纹在服役过程中逐渐发展造成最终的再热器管开裂。

通过上述分析，可以发现异种钢焊接接头处的高应力水平以及部分相变区的低蠕变强度是导致Ⅳ型裂纹产生的关键因素。因此，避免此类开裂产生的有效措施为采用改进管排设计等方法降低因拘束带来的接头高应力水平，消除或减少开裂的力学因素。此外，通过对T91钢部分相变区的微观组织分析，在制造过程中应使材料微区Cr元素含量均匀化[12]，焊接后获得晶粒强度均匀的部分相变区组织，同时减缓M23C6析出相的粗化，避免高温蠕变集中在部分相变区。

4 结论

（1）T91/TP347H再热器异种钢焊接接头开裂为T91钢侧热影响区Ⅳ型裂纹所致。开裂所在的位置为部分相变区，该区域由晶粒细小的马氏体组织构成，在接头中具有最低的硬度103 HV，为接头中的软化区域。

（2）在T91/TP347H异种钢接头高温服役过程中，管排拘束、蒸汽压力、焊接残余应力、接头中母材同焊缝金属热膨胀系数差异等因素造成接头处存在较高的应力水平。部分相变区强度不均的晶粒组织以及粗大的M23C6析出相的存在导致其蠕变强度较低，服役过程中在高应力作用下裂纹通过蠕变空洞连接的方式在部分相变区形成、发展并导致最终的开裂。

（3）建议通过改进管排设计等方法降低该类异种钢焊接接头的应力水平，优化T91钢侧显微组织使晶粒强度均匀化并减缓M23C6析出相的粗化速度，降低接头Ⅳ型裂纹产生倾向。

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